镍基单晶高温合金高温低应力蠕变过程中典型变形机制研究进展杜云玲;牛建平【摘要】以镍基单晶高温合金高温低应力蠕变变形为主，简要介绍了蠕变过程中几个典型变形机制的研究进展，并分析合金蠕变过程研究中存在的问题。
%Giving priority to the deformation of high-temperature low-stress creep of Ni-based single crystal superalloys,several related typical deformation mechanisms were reviewed and the existing problems during creep were analyzed.【期刊名称】《沈阳大学学报》【年(卷),期】2016(028)006【总页数】7页(P431-437)【关键词】镍基单晶高温合金;高温低应力蠕变;筏化;位错;TCP相【作者】杜云玲;牛建平【作者单位】沈阳大学机械工程学院，辽宁沈阳 110044;沈阳大学机械工程学院，辽宁沈阳 110044【正文语种】中文【中图分类】TG146镍基高温合金(Ni-based Superalloys)由于具有优异的蠕变和疲劳抗力、良好的塑性和断裂韧性、良好的抗氧化和抗热腐蚀性,以及高温组织稳定性,广泛用于制作涡轮发动机等先进动力推进系统热端部件[1-4].高性能发动机的重要标志是具有高的推力和推重比,而要实现这些指标就需要不断地提高涡轮前进气口的温度,最大程度地提高燃机的效率.实现这一目标的关键在于持续提高发动机相应高温合金部件的承温能力,尤其是高压涡轮叶片和低压涡轮叶片的承温能力[4].在实际服役过程中,涡轮叶片处于高温、高应力等复杂恶劣的环境中,尤其是高压涡轮叶片承受着更高的温度和由于高速旋转造成的高离心应力.在这些外部条件的共同作用下,即使合金所受的应力水平远低于其屈服强度,叶片也会发生蠕变塑性累积,最终导致叶片断裂失效,因此蠕变行为是评价合金可靠性最重要的方面.航空发动机涡轮叶片在实际服役过程中各部位所受的温度和应力分布如图1和图2所示[5].从图1可以看出,尽管涡轮叶片已经拥有复杂高效的冷却通道以及热障涂层,涡轮叶片的大部分位置仍将面临较高的温度,而图2则显示,叶片经受高温的部分所受的应力相对较低(相对于低温部分).为此,各国研究者对镍基单晶高温合金的高温低应力蠕变行为进行了广泛的研究.本文以镍基单晶高温合金的高温低应力蠕变行为为主线,主要从蠕变过程中几个典型的现象出发,简要介绍单晶合金的蠕变行为研究进展. 蠕变是指试验材料在低于屈服极限的恒定应力(载荷)下发生持续塑性变形的累积,它具有一定的时间依赖性.涡轮叶片在实际服役时,大部分时间处于巡航状态,因此合金的变形以蠕变塑性累积为主.合金的蠕变性能与合金晶体的取向息息相关.一般而言,具有〈111〉取向的合金蠕变性能最高,〈011〉最低,而具有〈001〉方向的合金蠕变寿命与〈111〉相当或稍低;然而,具有〈001〉方向合金的疲劳性能显著优于具有〈111〉和〈011〉方向的合金,所以涡轮叶片在设计和实际使用过程中都尽可能使其受力沿[001] 方向,因而研究[001]取向的镍基单晶高温合金具有非常重要的实际意义.镍基单晶高温合金在高温低应力条件下的蠕变机制主要有以下几个方面.(1) 在高温、错配内应力和外加应力的综合作用下,γ/γ′两相结构发生的筏化(Rafting)现象;(2) 蠕变过程中界面位错网格的形成及其作用;(3) 位错切割γ′相的形式及其对合金蠕变行为的影响;(4) 拓扑密排(Topologically Closed Packed,TCP)相的析出.以上提到的这几种变形机制基本上构成了单晶高温合金的整个蠕变过程.1.1 镍基单晶高温合金蠕变过程中的筏化现象筏化现象是镍基单晶高温合金高温低应力蠕变过程中最为常见的现象.γ′相形筏源于应力梯度导致的合金元素定向扩散,即在应力梯度作用下,γ′相形成元素Al、Ti、Ta等和γ相形成元素Cr、Mo等沿相反方向扩散,致使γ′相沿特定方向生长并互相连接,最终导致γ′相形筏.因为γ′相形筏过程主要受固相扩散控制,故其形筏动力学呈非线性特征[6].Tien等[7]首先研究了[001]取向的镍基单晶高温合金外加应力方向与筏化方向的关系,发现γ′形筏不仅能改变γ′形貌,而且能显著影响γ/γ′界面位错网形成及合金元素在该界面的分布,故对合金力学性能具有重要影响.随后Fredholm 等[8]总结前人的观察结果后认为,对于[001]取向的镍基单晶高温合金,根据γ′相的筏状特征可将筏化现象主要分为筏化方向与外加应力垂直的N-型筏化,以及筏化方向与外加应力平行的P-型筏化.Pollock等[9]进一步研究了镍基单晶高温合金蠕变过程中的筏化现象,认为γ/γ′两相之间弹性应力场(错配度)对合金的筏化方向有决定作用,错配度为负值时,在拉伸条件下γ′相发生N-型筏化,在压缩条件下γ′相发生P-型筏化;而当错配度为正值时,情形刚好相反.研究表明,合金的错配度随着温度的变化而变化,也就是说合金在蠕变时发生的筏化类型与蠕变温度下的错配度的值和外加应力方向息息相关.Murakumo等[10]在研究γ′相体积分数不同的TMS-75镍基单晶高温合金的蠕变行为时发现,体积分数为80%的合金在蠕变断裂后,γ′相筏化方向与以上结论完全相反,认为此现象源于γ和γ′两相基体与析出相角色的互换,换句话说,在γ′析出相体积分数为80%时,其在合金中为“基体”,而体积分数为20%的γ相为“析出相”,从这个观点上看蠕变后的结果与先前的结论仍然一致.Nathal等[11]在研究CMSX-4合金高温蠕变性能时指出,γ′相形筏改变了γ与γ′相连接方式,使γ基体由包围着γ′变为镶嵌在γ′中,即发生拓扑倒置现象(Topological inversion),从而失去变形能力而易于断裂,故γ′相形筏不程度地降低合金蠕变强度.尽管蠕变中后期形成的筏型组织封闭了位错运动的横向通道,增加蠕变抗力,但形筏毕竟是γ′相粗化的结果,所以大多情况下对合金蠕变性能具有不利影响.筏化结构的出现对单晶高温合金来说难以避免,理论上错配度δ(通常定义δ=2(aγ ′-aγ)/(aγ ′+aγ),其中aγ和aγ ′分别为γ和γ′相的晶格常数)越接近于0,合金的两相结构越稳定,筏化过程越慢.如前所述,合金的错配度随温度的变化而变化,因此在实际设计时应尽量使合金高温时的错配度接近于零,从而延缓镍基单晶高温合金在高温时的筏化速率,提高合金的蠕变寿命.1.2 镍基单晶高温合金蠕变过程中位错的运动在镍基单晶高温合金的蠕变初期阶段,大量不同滑移系的a/2〈101〉{111}位错启动,领先的螺位错段在水平基体通道内不同的{111}平面发生交滑移,并在γ/γ′两相界面留下60°混合位错[12-13].由于在蠕变之初γ基体内位错的数量很少,因此大量的位错可以在基体内快速的萌生和增殖,在宏观蠕变曲线上表现为具有较高的蠕变速率,塑性应变累积迅速增加.Zhang等[13]认为,虽然60°位错的位错线方向主要沿〈110〉方向,并不是最佳的〈100〉错配方向,但这些界面位错仍然能够部分释放错配应力;随着蠕变的进行(蠕变初期阶段的末期),γ基体内的位错密度迅速增加,位错开始在γ/γ′界面塞积,位错的运动逐渐变得困难,蠕变曲线上表现为应变速率迅速降低,基体中不同滑移系的界面位错在温度、外加应力、错配应力以及位错之间应力场的相互作用下开始发生反应,形成界面位错网格[12-17].Lasalmonie等[14]利用透射电镜较早地研究了界面位错的性质,认为界面位错网格中的位错都具有刃型位错的特征,同时认为这些位错都源自于基体中的a/2〈101〉位错环(Dislocation loop).Lahrman和Field等[15]使用汇聚束电子衍射和X射线衍射重新研究了界面位错的性质,随后Field等[17]认为界面位错网格不可能源于基体中的位错环,界面位错网格的形成不需要位错长程攀移或者Orowan绕过,并提出了一种新的位错网格形成模型,即基体不同滑移系位错相互反应机制,如图3所示[17].这一模型比较合理的解释了实验中所观察到的处于演化过程中和蠕变断裂后的位错网格形态,因此被广泛接受.大部分研究者认为界面位错网格的密集程度与γ/γ′两相界面的错配度有关,错配度越大,位错网格越密集,因为密集的界面位错网格可以有效地释放错配应力.Zhang等[18]首先提出致密位错网格可以有效阻碍基体位错切入γ′析出相,延长稳态蠕变阶段,Harada课题组根据这一理论设计出一系列的镍基单晶高温合金,将位错网格从理论研究推向实际应用.但是需要指出的是,形成致密位错网格需要合金具有较负的错配度,而错配度绝对值越大合金筏化进程越快,因此如何协调延缓筏化过程,同时使合金具有致密的位错网格仍需要进一步研究. 1.3 超位错切割γ′析出相的方式成对的a/2〈101〉位错夹着反相畴界(Anti-phase domain boundary,APB)(称之为a〈101〉超位错)切割γ′析出相是镍基单晶高温合金高温低应力蠕变条件下最为常见的一种切割方式.这种位错一般认为是由相同{111}滑移面上柏氏矢量相同的两根a/2〈101〉位错在γ/γ′界面结合而成,如图4所示[19].当切入γ′析出相时,两根a/2〈101〉位错之间会产生一定的间距,这一间距取决于合金γ′析出相中的APB 能,一般情况下由于γ′析出相的APB能很高,所以两根a/2〈101〉位错之间的间距很小.实际上由于界面位错网格的阻碍作用和高的APB能,在合金的稳态蠕变过程中,与基体位错数量相比,切入γ′析出相的a〈101〉超位错数量很少,因此合金在稳态蠕变阶段的塑性应变累积并不显著.在合金蠕变变形的第三阶段,由于蠕变试样发生颈缩,合金所受的应力显著增加,在这一条件下相当数量的a〈101〉超位错切入γ′析出相,大大加速合金的塑性变形.虽然这种切割方式最为常见,但这种类型的位错在蠕变过程中所起的作用仍然并不清楚.镍基单晶高温合金在高温低应力蠕变过程中另一种重要的位错是a〈010〉超位错.该位错由Louchet等[20]在研究CMSX-4单晶高温合金的高温低应力蠕变时首先观察到,但是并没有将其与蠕变塑性变形联系起来;Eggeler等[21]利用透射电镜对CMSX-6单晶高温合金中a〈010〉超位错的类型及其形成过程进行了分析,认为这种类型的超位错是由两个柏氏矢量不同的a/2〈011〉基体位错在γ/γ′两相界面相遇并反应而形成的,在切入γ′析出相后由于其位于{001}面上,所以难以运动,只能以滑移和攀移相结合的方式运动,但他们并没有对位错核心进行深入分析;随后Dlouhy等[22]对蠕变过程产生的a〈010〉超位错进行了计算模拟,证实了Eggeler等的结论,但是依然没能说明位错核心是否致密;接着Srinivasan等[23]使用高分辨电镜(High resolution transmission electron microscope,HRTEM)证明a〈010〉超位错的位错核心并不致密,而是由两个不同柏氏矢量的分位错所组成,它们通过滑移和攀移两种过程的复合在γ′析出相中缓慢运动,其中攀移控制着合金的蠕变速率,并认为这一切割机制与稳态蠕变过程中合金可以保持较低的蠕变速率有关.实际上在很多单晶高温合金中都观察到了这种类型的超位错,如CMSX-4[20,23]、CMSX-6[21]和TMS-138[24]等,因此认为这种切割机制是一种基本的切割机制.以上两种类型的超位错切割γ′相是镍基单晶高温合金高温低应力蠕变时最基本的切割机制,对合金的塑性应变累积以及稳态蠕变速率均有重要影响.然而,到目前为止,超位错切割γ′析出相与合金蠕变性能退化之间的定量关系仍未建立.实际上,由于温度和应力的综合作用,镍基单晶高温合金中切割γ′相的位错类型可能不止以上两种类型,而位错之间的反应也不仅限于形成位错网格.因此,这一方面的研究工作仍然是今后研究的重点.1.4 TCP相的析出由于镍基单晶高温合金中含有大量的W、Cr、Mo和Re等合金元素,在高温低应力蠕变过程中,一些富含这些元素,且具有复杂晶体结构的金属间化合物会析出,这些金属间化合物一般称之为拓扑密排相(TCP相,如σ、μ、P和R相等)[25-27].TCP 相的晶体结构中只存在四面体间隙,原子高度密排,并且只允许配位数为12、14、15及16的四种Ksaper多面体存在,其化学式一般为AxBy,且A和B元素均为过渡族金属元素.常见TCP相的晶体学参数如表1所示[25].镍基单晶高温合金在高温蠕变的过程中,如果合金中的Cr、Mo、Re含量较高,就有析出σ相的趋势,且在第三、四代镍基单晶合金中析出的σ相通常具有较高含量的Re.σ相一般呈针片状析出,硬而脆.σ相的析出一方面削弱难熔元素的固溶强化效果,另一方面破坏γ/γ′两相组织的连续性,同时成为裂纹萌生的主要位置,导致合金的塑性和寿命降低,因此通常被认为是有害相.μ相一般呈针状、棒状、片状或颗粒状析出,通常认为W和Mo是μ相形成的决定性元素,在μ相中占有较大的比例.由于形貌及数量的差异,μ相对合金力学性能的影响也不尽相同[28].P相与σ相的晶体结构有着特殊的关系,并且化学成分也相似,所以P相与σ相经常在镍基单晶高温合金中共存,甚至可以相互转变[25].R相只有在少数镍基单晶合金的文献中提到[29],相关的信息鲜有报道.随着镍基单晶高温合金中难熔元素含量的增加,大量的TCP相在高温蠕变过程中析出,TCP相的析出消耗大量的合金元素,造成合金基体局部贫乏这些强化元素,从而降低基体合金的强度;另外,在蠕变的过程中位错难以切割TCP相,会在TCP/γ′相界面塞积,产生应力集中,造成两相界面开裂[26].因此,为了抑制TCP相的析出,Ru元素被引入高温合金体系中.近些年对TCP相的研究主要围绕Ru对TCP相析出的影响开展.Caron[30]指出,添加Ru可以提高TCP相析出的临界Md值,所以含Ru合金在长期热暴露下不易析出TCP相.Sato等[29]认为Ru增加了Re和W在γ相中的固溶度,从而降低了TCP相析出的概率;而Yeh等[26]发现添加Ru不但可以大幅度提高合金组织稳定性而且有助于合金蠕变过程中保持筏形组织的连续性;虽然在含Ru 合金中会出现TCP相,但数量较少,并且TCP相的生长也受到了很大的限制,相比于无Ru合金,含Ru合金的力学性能显著提高.目前,虽然众多研究者对Ru抑制TCP相的析出行为进行了广泛的研究,但是Ru的具体作用机理仍不清楚.例如,Ru的添加抑制TCP相的析出是因为下列四种情况的哪一种有待证实.(1) 改变了合金强化元素在枝晶干和枝晶间的分配系数,同时降低了其他元素的扩散速率;(2) 降低了TCP相的形核率;(3) 降低了TCP相的长大速率;(4) 外加应力的影响等.TCP相在合金中形核、长大的速度很快,一般在稳态蠕变阶段初期就已经开始析出,温度越高其析出速度越快.一般认为,尺寸较小或者颗粒状的TCP相对合金的高温蠕变性能影响不大,而粗大或者针片状的TCP相由于显著降低了γ、γ′两相组织的连续性,且难以被运动的位错切割,容易成为微裂纹的发源地,从而降低合金的高温蠕变性能.TCP相的析出过程比较复杂,且各相之间往往伴随着共生现象[25].因此,需要更详细的工作来描述TCP相析出与合金高温蠕变性能之间的定量关系.镍基单晶高温合金的蠕变过程非常复杂,上述几种变形机制可能在同一个蠕变过程中同时出现、相互影响.在高温低应力蠕变的初期,基体中的位错开始运动,同时筏化结构逐渐演化形成,对基体中的位错运动起到一定的阻碍作用,从而导致大量的位错在γ/γ′界面堆积、反应,形成位错网格;位错网格的形成可以显著阻碍超位错切割筏化的γ′相,对合金保持较高的稳态蠕变阶段起到重要的作用.实际上,TCP相的析出过程从蠕变的初期就已经开始进行,随着蠕变的进行其逐渐长大,由于TCP相的析出导致γ/γ′筏化结构被隔断,同时位错难以切入TCP相,因此在TCP/γ相界面容易产生微裂纹,导致合金最终断裂失效.因此,合金蠕变是一个复杂的,各种因素变形机制相互影响的过程.镍基单晶高温合金的蠕变性能作为衡量合金使役性能最重要的方式已经得到广泛研究,对高温低应力蠕变过程中几种主要的变形机制有较为深刻的认识,并取得了重要进展.虽然本文分开叙述这几种变形机制的研究进展,但在实际的变形过程中各机制彼此相互影响、相互关联,共同组成了复杂的蠕变过程.从合金研发和应用角度来看,今后对镍基单晶高温合金高温蠕变性能的研究主要集中在以下几个方面:(1) 建立镍基单晶高温合金筏化与蠕变性能退化的关联.通过研究高温合金γ′相筏化的热力学和动力学机制,探索延缓γ′相筏化的手段,建立合金筏化程度与蠕变性能的内在关联.(2) 研究不同类型的位错在高温低应力蠕变过程中的作用.探索位错与γ′相、TCP相以及孔洞等的微观交互作用机制,为提高合金的高温蠕变性能提供理论基础. (3) 探索抑制TCP相析出的方法.TCP相的析出损害合金的力学性能,在目前研究的基础上继续探索能有效抑制TCP相,并同时提高合金高温强度的新方法.[ 1 ] 孙晓峰,金涛,周亦胄,等. 镍基单晶高温合金研究进展[J]. 中国材料进展, 2012,31(12):1-11. (SUN X F,JIN T,ZHOU Y Z,et al. Research progress of nickel-base single crystal superalloys[J]. Rare Metals Letters, 2012,31(12):1-11.)[ 2 ] 李清华,赵志力. 真空冶金现状及发展前景[J]. 沈阳大学学报, 2003,15(2):35-37. (LI Q H, ZHAO Z L. The present situation and the prospect of vaccum metallurgy[J]. Journal of Shenyang University, 2003,15(2):35-37.)[ 3 ] 牛建平. 镍基高温合金的脱氮与脱硫[J]. 沈阳大学学报, 2003,15(2):5-8. (NIUJ P. Denitrogenation and desulphurization during VIM refining Ni-base superalloy[J]. Journal of Shenyang University, 2003,15(2):5-8.)[ 4 ] REED R C. The superalloys fundamentals and applications[M]. Cambridge: Cambridge University Press, 2006.[ 5 ] DYE D, MA A, REED R C. Numerical modelling of creep deformation in a CMSX-4 single crystal superalloy turbine blade[C]. Superalloy, 2008:911-919.[ 6 ] PEARSON D D,LEMKEY F D,KEAR B H. 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